CN116034174A - 高强度钢板、电镀锌钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板及它们的制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种高强度钢板，其具有规定的成分组成，钢组织为，以在全部钢组织中所占的面积率计，MA分率高于0％并在15.0％以下，软质α相组织的分率为0％以上且50％以下，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差大于0.155μm。

Description

高强度钢板、电镀锌钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板及它们的制造方法
技术领域
本发明涉及可以在汽车用零件为首的各种用途中使用的高强度钢板、电镀锌钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板及它们的制造方法。
背景技术
供于汽车用零件(例如骨架零件)等的钢板(例如，冷轧钢板、合金化熔融镀锌钢板等)，为了通过车身轻量化实现燃油效率改善而要求薄壁化，为了达成薄壁化和零件强度确保而要求钢板的高强度化。另一方面，这样的钢板为了成形为复杂形状的零件，还要求其具有优异的加工性。例如，专利文献1公开有一种抗拉强度(TS)为980MPa以上的加工性优异的高强度钢板。专利文献2公开有一种抗拉强度(TS)为980MPa以上的高强度钢板。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利第6434348号公报
专利文献2：日本特开2018－204058号公报
发明内容
发明所要解决的问题
在以汽车用零件为首的各种用途中，要求具有高抗拉强度(TS)，并且具有优异的强度延展性平衡(TS×EL)、高屈强比(YR)和优异的扩穴率(λ)。此外，若在施加外力时发生不均匀变形，则有可能从该处发生裂缝，因此也要求均匀地变形(均匀延伸率，uEL)。在专利文献1和专利文献2的现有技术中，有时无法充分满足全部这些特性。
关于抗拉强度、强度延展性平衡、屈强比、均匀延伸率和扩穴率，具体来说，分别有以下要求。
关于抗拉强度(TS)，要求780MPa以上。另外，为了提高使用中所能负荷的应力，除了高抗拉强度(TS)以外，还需要具有高屈服强度(YS)。另外，从确保碰撞安全性等观点出发，也需要提高钢板的屈服强度。因此，具体来说要求0.65以上的屈强比(YR＝YS/TS)。
关于总延伸率(EL)，要求为21％以上。而且，关于强度延展性平衡，要求TS与总延伸率(EL)的积(TS×EL)为20000MPa·％以上。此外为了确保零件成形时的成形性，也要求表示扩穴性的扩穴率λ为20.0％以上。另外，还要求高于13％的uEL，以便施加外力时能够均匀变形(均匀延伸率)。
本发明鉴于这样的状况而提出，其目的在于，提供一种抗拉强度(TS)，屈强比(YR)、均匀延伸率(uEL)、总延伸率(EL)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、扩穴率(λ)均处于高水平的高强度钢板、电镀锌钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板及它们的制造方法。
解决问题的手段
本发明的方式1是一种高强度钢板，其中，含有：
C：高于0.15质量％并在0.35质量％以下、
Si：高于0质量％并在3.0质量％以下、
Mn：1.0质量％以上且4.0质量％以下、
Al：高于0质量％并在3.0质量％以下、
N：高于0质量％并在0.01质量％以下、
P：高于0质量％并在0.05质量％以下、
S：高于0质量％并在0.01质量％以下、和
Si与Al的合计：0.5质量％以上且3.0质量％以下，
余量由Fe和不可避免的杂质构成，
在钢组织中，以在全部钢组织中所占的面积率计，
MA分率高于0％并在15.0％以下，
软质α相组织的分率为0％以上且50％以下，
残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差大于0.155μm。
本发明的方式2，根据方式1所述的高强度钢板，其中，还含有从
Cu：高于0质量％并在0.50质量％以下、
Ni：高于0质量％并在0.50质量％以下、
Cr：高于0质量％并在0.50质量％以下、
Mo：高于0质量％并在0.50质量％以下、
B：高于0质量％并在0.01质量％以下、
V：高于0.005质量％并在0.05质量％以下、
Nb：高于0质量％并在0.05质量％以下、
Ti：高于0质量％并在0.05质量％以下、
Ca：高于0质量％并在0.05质量％以下、和
REM：高于0质量％并在0.01质量％以下所构成的群中选择的1种以上。
本发明的方式3是一种电镀锌钢板，其中，在方式1或方式2所述的高强度钢板的表面，具有电镀锌层。
本发明的方式4是一种熔融镀锌钢板，其中，在方式1或方式2所述的高强度钢板的表面，具有熔融镀锌层。
本发明的方式5是一种合金化熔融镀锌钢板，其中，在方式1或方式2所述的高强度钢板的表面，具有合金化熔融镀锌层。
本发明的方式6是一种高强度钢板的制造方法，其中，包括如下工序：
准备具有方式1或方式2所述成分组成的轧制材的工序；
将所述轧制材加热至(Ac3+30℃)以上的温度进行奥氏体化的工序；
所述奥氏体化后，从(Ms+250℃)至(Ms+110℃)之间，以15℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在(Ms+110℃)至(Ms+10℃)的温度范围内，以0℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上并低于300秒的工序；
所述滞留之后，以10℃/秒以上的平均冷却速度，从(Ms+10℃)以上的温度，冷却至低于Ms℃的冷却停止温度的工序；
从所述冷却停止温度加热至处于(Ms－100℃)～(Ms+125℃)范围的再加热温度的工序。
在此，所述Ac3和所述Ms可由下式计算。
Ac3(℃)＝910－203×[C]1/2－15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×
[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]－30×[Mn]－11×[Cr]－20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]
Ms(℃)＝561－474×[C]―33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo]
其中，[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量为0。
本发明的方式7，根据方式6所述的高强度钢板的制造方法，其中，加热至所述再加热温度后，以所述再加热温度保持50秒以上且1200秒以下。
本发明的方式8是一种电镀锌钢板的制造方法，其中，在通过方式6或方式7所述的方法得到的高强度钢板的表面实施电镀锌。
本发明的方式9是一种熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在方式6或方式7记述的所述再加热温度中的加热时，对钢板的表面实施熔融镀锌。
本发明的方式10是一种合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在方式9记述的所述熔融镀锌之后，实施用于合金化的热处理。
发明效果
根据本发明的实施方式，能够提供抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、均匀延伸率(uEL)、总延伸率(EL)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、扩穴率(λ)均处于高水平的高强度钢板、电镀锌钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板，及其制造方法。
附图说明
图1是表示本发明的实施方式的热处理模式的一例的图。
图2是表示实施例的热处理模式的一例的图。
具体实施方式
本发明人等进行锐意研究的结果发现，在具有规定成分的钢中，通过使钢组织(金属组织)，以在全部钢组织中所占的面积率计，MA分率：高于0％并在15.0％以下，软质α相组织的分率：在0％以上且50％以下，以及残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差：高于0.155μm，从而能够得到抗拉强度(TS)、屈强比(YR)、均匀延伸率(uEL)、总延伸率(EL)、(TS)与总延伸率(EL)的积(TS×EL)、扩穴率(λ)均处于高水平的高强度钢板、电镀锌钢板、熔融镀锌钢板和合金化熔融镀锌钢板。特别是本发明人等发现，使残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差高于0.155μm，能够使总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)一起提高。
1.钢组织
以下说明本发明的实施方式的高强度钢板的钢组织的详情。
在以下的钢组织的说明中，有对于通过具有这样的组织能够提高各种特性的机制进行说明的情况。这些都是本发明人等根据目前获得的认知考虑的机制，但应该留意的是，其并不限定本发明的技术范围。
(1)MA分率：高于0％并在15.0％以下
MA为硬质相，变形时在母相/硬质相界面附近作为空隙形成位点起作用。本发明的实施方式中的所谓MA，是martensite-austenite constituent(马氏体－奥氏体成分)的缩写，是未回火的马氏体与残余奥氏体的混合组织。若MA分率变大，则发生应变向母相/硬质相界面的集中，容易以形成于母相/硬质相界面附近的空隙为起点发生断裂。另外，MA生成时导入可动位错，使屈强比(YR)降低。
因此，以全部钢组织中所占的面积率计，使MA分率为15.0％以下，能够提高屈强比(YR)和扩穴率λ。MA分率优选为8％以下。还有，MA的存在使力学特性不均衡，因此，即使MA分率不满足15.0％以下，也可能满足λ。但是，为了稳定获得希望的λ，需要使MA分率为15.0％以下。
另一方面，构成MA的残余奥氏体，在冲压加工等的加工中由于加工诱导相变，而发生变相成马氏体的TRIP现象，带来高加工硬化率。因此，由于MA具有使均匀延伸率(uEL)和总延伸率(EL)提高的作用，所以MA分率高于0％。MA分率优选为3％以上，更优选为5％以上。
(2)软质α相组织分率：0％以上且50％以下
包含软质α相组织时，虽然延展性提高，但是强度降低。另外，发生应变向母相/软质α相界面的集中，容易以形成于母相/软质α相界面附近的空隙为起点发生断裂。因此，以全部钢组织的面积率计，通过使软质α相组织分率为50％以下，能够使屈强比(YR)和扩穴率λ提高。软质α相组织分率优选为40％以下，更优选为30％以下。最优选为0％。
在本说明书中，所谓“α相”是指晶体结构为bcc的。例如，上述“α相”包括，铁素体、珠光体、回火贝氏体、回火贝氏体、未淬火的贝氏体、MA所包含的未回火的马氏体等。“α相”能够如后述这样使用EBSD(Electron Back Scatter Diffraction Patterns)法进行识别，其是使用了SEM(Scanning Electron Microscope)的晶体分析方法。
而且在本说明书中，上述所谓“软质α相”，如后述的实施例所示，是指通过EBSD被识别为α相的晶粒之中，GAM(Grain Average Misorientation：晶粒平均取向差)值低于0.4的晶粒。GAM是在1个晶粒内，将相邻的相素间的取向差平均得到的值。软质α相组织，被认为位错密度低，1个晶粒内的取向差小。在本发明的实施方式中，将上述α相之中如上述这样位错密度低的软质的组织定义为软质α相组织。
如果软质α相组织分率为0％以上且50％以下，则即使包含“α相”中的软质α相以外的组织，也可发挥本发明的实施方式的效果。
(3)残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差：高于0.155μm
残余奥氏体，在冲压加工等的加工中由于加工诱导相变，会发生相变成马氏体的TRIP现象，能够得到高延伸率。残余奥氏体根据尺寸大小而具有不同的稳定性，包含的残余奥氏体的尺寸越多样，变形中的加工硬化越会持续直至高应变。因此，通过使残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差高于0.155μm，能够使总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)提高。残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差，优选高于0.158μm，更优选高于0.161μm。另一方面，若包含尺寸过于多样的残余奥氏体，则不稳定而无助于总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)提高的尺寸过大的残余奥氏体的比例增加，总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)有可能减少。因此，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差，优选为1.000μm以下，更优选为0.500μm以下。
另外，尺寸过大的残余奥氏体有可能不稳定，并无助于总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)的提高。因此，残余奥氏体的平均当量圆直径，优选为1.0μm以下。还有，如上述，本发明的实施方式中的MA，因为是没有回火的马氏体和残余奥氏体的混合组织，所以残余奥氏体的面积分率为MA分率以下。
(4)其他的钢组织
本发明的实施方式的钢组织，对上述MA、软质α相组织和残余奥氏体以外的钢组织没有特别规定。但是，即使存在MA等以外的组织，如果满足上述的组织条件，也发挥本发明的实施方式的效果。
2.化学成分组成
以下，对于本发明的实施方式的高强度钢板的组成进行说明。首先，对于基本元素进行说明，再对于可以选择添加的元素进行说明。
(1)C：高于0.15质量％并在0.35质量％以下
C是用于得到期望的组织，确保高(TS×EL)等特性必需的元素，为了有效地发挥这样的作用，需要含有高于0.15质量％。但是，高于0.35质量％时则不适于焊接，不能取得充分的焊接强度。C量优选为0.18质量％以上，更优选为0.20质量％以上。另外，优选为0.30质量％以下，更优选为0.25质量％以下。C量如上述优选为0.30质量％以下时，能够更容易地进行焊接。
(2)Si：高于0质量％并在3.0质量％以下
Si对于抗回火软化性的提高是有效的元素。另外，Si在通过固溶强化提高强度上也是有效的元素。从有效发挥这些效果的观点出发，使Si含有高于0质量％。优选含有0.02质量％以上。但是，因为Si是铁素体生成元素，所以若大量包含，则淬火性受损而难以确保高强度。另外，还对LME敏感性造成不良影响。因此，Si量为3.0质量％以下。优选为2.5质量％以下，更优选为2.0质量％以下，进一步优选为1.95质量％以下。
(3)Al：高于0质量％并在3.0质量％以下
Al作为脱氧剂起作用，另外也有使钢的耐腐蚀性提高的效果。为了使这些效果充分发挥，使Al含有高于0质量％。优选含有0.030质量％以上，更优选含有0.040质量％以上。但是，因为Al是铁素体生成元素，所以若大量包含，则淬火性受损而难以确保高强度。因此，Al量为3.0质量％以下。优选为2.5质量％以下，更优选为2.0质量％以下，进一步优选为1.95质量％以下。
(4)Si与Al的合计：0.5质量％以上且3.0质量％以下
Si与Al分别抑制渗碳体的析出，也有促进残余奥氏体形成的作用。为了有效地发挥这样的作用，需要使Si与Al合计含有0.5质量％以上。优选含有0.7质量％以上，更优选含有1.0质量％以上。但是，若Si与Al的合计高于3.0质量％，则钢的变形能力降低，TS×EL降低。因此，Si与Al的合计量为3.0质量％以下。优选为2.5质量％以下，更优选为2.0质量％以下，进一步优选为1.95质量％以下。
(5)Mn：1.0质量％以上且4.0质量％以下
Mn抑制铁素体的形成。为了有效地发挥这样的作用，需要含有1.0质量％以上。优选含有1.5质量％以上。但是，若高于4.0质量％，则不能抑制贝氏体相变并形成比较粗大的残余奥氏体(即，不能加大残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差)，另外，对LME敏感性造成不良影响。因此，Mn量为4.0质量％以下。优选为3.0质量％以下，更优选为2.5质量％以下，进一步优选为2.2质量％以下。
(6)N：高于0质量％并在0.01质量％以下
若N量过剩，则氮化物的析出量增大，对韧性造成不良影响。因此，N量为0.01质量％以下。N量优选为0.008质量％以下，更优选为0.006质量％以下。还有，若考虑炼钢上的成本等，则N量通常为0.001质量％以上。
(7)P：高于0质量％并在0.05质量％以下
P作为杂质元素不可避免地存在。若高于0.05质量％的P存在，则总延伸率(EL)和扩穴率(λ)劣化。因此，P的含量为0.05质量％以下。优选为0.03质量％以下。
(8)S：高于0质量％并在0.01质量％以下
S作为杂质元素不可避免地存在。若高于0.01％的S存在，则形成MnS等硫化物系夹杂物，其作为裂纹的起点而使扩穴率(λ)降低。因此，S的含量为0.01质量％以下。优选为0.005质量％以下。
(9)余量
余量是Fe和不可避免的杂质。作为不可避免的杂质，允许因原料、材料、制造设备等的状况而引入的微量元素(例如，As、Sb、Sn等)的混入。在本实施方式中，存在不可避免地含有0.005质量％以下的V的情况。即，在本实施方式中，0.005质量％以下的V作为不可避免的杂质处理。还有，例如，像P和S这样，通常，含量越少越优选，因此是不可避免的杂质，但关于其组成范围，有像上述这样另行规定的元素。因此，在本说明书中，构成余量的“不可避免的杂质”这种情况，是除去另行规定其组成范围的元素的概念。
只要能够维持本发明的实施方式的高强度钢板的特性，也可以还含有任意其他元素。以下例示能够像这样选择性地含有的其他元素。
(10)其他的元素
Cu：高于0质量％并在0.50质量％以下、Ni：高于0质量％并在0.50质量％以下、Cr：高于0质量％并在0.50质量％以下、Mo：高于0质量％并在0.50质量％以下、B：高于0质量％并在0.01质量％以下、V：高于0.005质量％并在0.05质量％以下、Nb：高于0质量％并在0.05质量％以下、Ti：高于0质量％并在0.05质量％以下、Ca：高于0质量％并在0.05质量％以下、和REM：高于0质量％并在0.01质量％以下中的1种以上Cu、Ni、Cr、Mo和B提高淬火性，防止铁素体的形成，并且，有助于奥氏体的稳定化和/或贝氏体的微细化，从而提高强度－延展性平衡。推荐Cu、Ni、Cr、Mo的含量优选高于0质量％，更优选为0.05质量％以上，进一步优选为0.1质量％以上，B的含量优选高于0质量％，更优选为0.0001质量％以上，进一步优选为0.0002质量％以上。但是，若使这些元素过剩地含有，则加工性劣化，并且造成高成本，因此，推荐Cu、Ni、Cr、Mo的含量优选为0.50质量％以下，更优选为0.40质量％以下，进一步优选为0.30质量％以下，B的含量优选为0.01质量％以下，更优选为0.0075质量％以下，进一步优选为0.005质量％以下，更进一步优选为0.003质量％以下。
V、Nb和Ti使母相析出强化，在不使延展性大幅劣化的前提下提高强度，从而使强度－延展性平衡提高。推荐V的含量优选高于0.005质量％，更优选为0.01质量％以上，进一步优选为0.02质量％以上。推荐Nb和Ti的含量优选高于0质量％，更优选为0.005质量％以上，进一步优选为0.01质量％以上，更进一步优选为0.02质量％以上。但是，若使这些元素过剩含有，则加工性劣化，因此，希望这些元素的含量分别限制在，优选为0.05质量以下，更优选为0.04质量％以下，进一步优选为0.03质量％以下。
Ca和REM使MnS所代表的夹杂物微细分散，有助于强度－延展性平衡和扩穴性的改善。在此，作用于本发明的实施方式的REM(稀土元素)，可列举Sc、Y、镧系元素等。希望Ca和REM含有优选高于0质量％，更优选为0.001质量％以上，进一步优选为0.002质量％以上。但是，即使过剩含有这些元素，其效果也是饱和，经济上造成浪费，因此关于Ca优选为0.05质量％以下，关于REM优选为0.01质量％以下。此外，Ca和REM的含量，分别更优选为0.005质量％以下。
3.特性
如上述本发明的实施方式的高强度钢板，TS、YR、uEL、EL、TS×EL、λ均处于高水平。以下，对于本发明的实施方式的高强度钢板的这些特性详述。
(1)抗拉强度(TS)
具有780MPa以上的TS。由此能够确保充分的强度。优选具有850MPa以上，更优选为900MPa以上，进一步优选为950MPa以上的抗拉强度。
(2)屈强比(YR)
具有0.65以上的屈强比。由此与上述的高抗拉强度协同而能够实现高屈服强度，能够在高应力下使用通过深冲加工等的加工而得到的最终制品。优选具有0.67以上，更优选为0.70以上的屈强比。
(3)总延伸率(EL)
具有21％以上的总延伸率。由此能够得到冲压成形性等优异的加工性。优选为22％以上，更优选为22.6％以上。
(4)均匀延伸率(uEL)
具有高于13％的均匀延伸率。由此能够在施加外力时使钢板均匀地变形。优选为13.5％以上，更优选为15％以上。
(5)TS与EL的积(TS×EL)
TS×EL为20000MPa·％以上。通过具有20000MPa·％以上的TS×EL，能够得到同时具有高强度和高延展性的高水平的强度延展性平衡。优选TS×EL为21000MPa·％以上，更优选为22000MPa·％以上。
(6)扩穴率(λ)
具有20.0％以上的扩穴率λ。由此能够得到冲压成形性等优异的加工性。优选为25.0％以上，更优选为29.0％以上。
作为在本发明的实施方式的高强度钢板的表面具有电镀锌层的电镀锌钢板，也能够得到上述期望的特性。镀覆附着量没有特别限定，例如，每一面为10～100g/m2左右即可。
作为在本发明的实施方式的高强度钢板的表面具有熔融镀锌层的熔融镀锌钢板，也能够得到上述期望的特性。镀覆附着量没有特别限定，例如，每一面为10～100g/m2左右即可。
作为在本发明的实施方式的高强度钢板的表面具有合金化熔融镀锌层的合金化熔融镀锌钢板，也能够得到上述期望的特性。镀覆附着量没有特别限定，例如，每一面为10～100g/m2左右即可。
4.制造方法
接下来，对于本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法进行说明。
本发明人等发现，通过对于具有规定组成的轧制材进行详情后述的热处理，从而具有上述的期望的钢组织，其结果是，可得到具有上述的期望的特性的高强度钢板。特别是本发明人等发现，在后述的热处理中，通过恰当控制以Ms点为基准的规定温度范围的滞留时间，将残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差控制在高于0.155μm，其结果是，能够解决上述课题。
以下说明其详情。
图1是说明本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法，特别是热处理的图示。
实施热处理的轧制材，通常在热轧后，再进行冷轧而制造。但是，并不限定于此，也可以进行热轧和冷轧任意一方制造。另外，热轧和冷轧的条件没有特别限定。
(1)奥氏体化处理
如图1的[1]和[2]所示，将轧制材加热至(Ac3+30℃)以上的温度进行奥氏体化。为了完全奥氏体化并抑制铁素体等的软质α相组织的形成，需要加热至(Ac3+30℃)以上。另外，上述[1]的加热温度低时，会使原始γ粒径微细化并促进贝氏体相变。在此，后述[3]中的保持温度处于适当范围时，贝氏体相变容易进行，因此结果是贝氏体相变过剩进行，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差有可能变小。因此，从对其加以抑制的观点出发，也需要加热至(Ac3+30℃)以上。优选加热至(Ac3+40℃)以上的温度。为了更确实地抑制晶粒的粗大化，加热温度优选为(Ac3+100℃)以下。更优选为(Ac3+80℃)以下，进一步优选为(Ac3+60℃)以下。可以在此加热温度下保持1秒～1800秒。
图1的截至[1]的加热温度的加热可以在任意加热速度下进行，但作为优选的平均加热速度，可列举1℃/秒以上且20℃/秒以下。
在此，Ac3能够根据下式(1)计算。
Ac3(℃)＝910－203×[C]1/2－15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×
[V]+31.5×[Mo]+13.1×[W]－30×[Mn]－11×[Cr]－20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]…(1)
上述式中的[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量为0。
(参照幸田成康监译，“Leslie钢铁材料学”，丸善株式会社，1985年，p.273)
(2)冷却与(Ms+10℃)～(Ms+110℃)的温度范围内的滞留
上述的奥氏体化后，进行冷却，如图1的[3]所示，在(Ms+10℃)至(Ms+110℃)的温度范围内，以0℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上且低于300秒。
冷却为，至少在(Ms+250℃)～(Ms+110℃)之间，以15℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却。通过使平均冷却速度为15℃/秒以上，是为了抑制冷却中的铁素体的形成。平均冷却速度优选为20℃/秒以上，更优选为25℃/秒以上。另外，通过使平均冷却速度低于200℃/秒，能够防止因急剧冷却造成过大的热应变发生。平均冷却速度优选为150℃/秒以下，更优选为100℃/秒以下。作为这样的冷却的优选例，可列举如图1的[2]所示，作为(Ms+250℃)以上的急冷开始温度之前，以0.1℃/秒以上且10℃/秒以下的较低的平均冷却速度冷却，从急冷开始温度，至作为(Ms+110℃)以下的滞留开始温度，以20℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却。
从(Ms+10℃)至(Ms+110℃)的温度范围内，以0℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上且低于300秒。即，在(Ms+10℃)至(Ms+110℃)的温度范围内，在冷却速度10℃/秒以下的状态下放置10秒以上且低于300秒。冷却速度为10℃/秒以下的状态，如图1的[3]，也包括实质上以一定的温度保持(即，冷却速度为0℃/秒)的情况。
通过此滞留，部分地使贝氏体形成。而后，由于贝氏体比奥氏体的碳的固溶度极限低，所以排出超过固溶度极限的碳。其结果是，在贝氏体周围形成碳稠化的奥氏体区域。此区域经过后述的冷却、再加热，会成为略粗大的残余奥氏体。此“略粗大的残余奥氏体”部分性形成，则残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差会大于0.155μm，能够使总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)提高。
若滞留温度低于(Ms+10℃)，则难以形成贝氏体，因此难以在贝氏体周围形成碳稠化的奥氏体区域(碳稠化区域)。其结果是，粗大的残余奥氏体的量不足(即，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小)，EL和uEL的提高效果不足。滞留的温度优选为(Ms+15℃)以上，更优选为(Ms+20℃)以上。另一方面，若滞留的温度高于(MS+110℃)，则软质α相组织增加，YS不足。其结果是，YR降低。滞留的温度优选为(Ms+80℃)以下，更优选为(Ms+50℃)以下。
另外，若滞留时间比10秒短，则碳稠化区域的面积变小，粗大的残余奥氏体的量不足(即，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小)，EL和uEL的提高效果不足。滞留时间优选为20秒以上，更优选为30秒以上。另一方面，若滞留时间达到300秒以上，则碳稠化区域变得过大，不仅残余奥氏体变粗大，MA也变粗大，因此扩穴率降低。滞留时间优选为200秒以下，更优选为100秒以下。
另外，若滞留中的冷却速度大于10℃/秒，则不会发生充分的贝氏体相变，因此，充分的碳稠化区域无法形成，粗大的残余奥氏体的量不足(即，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小)。滞留中的冷却速度优选为8℃/秒以下，从部分性地进一步引起贝氏体相变的观点出发，滞留中的冷却速度优选为0℃/秒。
作为优选的实施方式，可列举在(Ms+15℃)～(Ms+80℃)的温度范围内，以8℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上，其间，以一定的温度保持3～80秒。
作为更优选的实施方式，例如，在(Ms+20℃)～(Ms+50℃)的温度范围内，以3℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上，其间，以一定的温度保持5～60秒。
在此，Ms(℃)能够根据下式(2)计算。
Ms(℃)＝561－474×[C]―33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo]…(2)
上述式中的[]表示各元素的含量(质量％)，不包含的元素的含量为0。
(参照幸田成康监译，“Leslie鉄钢材料学”，丸善株式会社，1985年，p.231)
(3)从(Ms+10℃)以上的温度冷却至低于Ms℃的冷却停止温度
上述的滞留后，如图1的[4]所示从(Ms+10℃)以上的第2冷却开始温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至低于Ms℃的冷却停止温度。通过此冷却，能够在维持上述的碳稠化区域(奥氏体区域)的状态下，使马氏体相变发生。若冷却停止温度高于Ms，则MA量变得过大，YR和λ降低。另外，若平均冷却速度比10℃/秒慢，则在冷却中碳从贝氏体的排出量增加，并且相比已经从贝氏体排出的碳会移动到更远处，因此碳稠化区域过度扩展。碳稠化区域通过冷却能够变化成MA的构成要素的残余奥氏体与未回火的马氏体的任意。因此，碳稠化区域过度扩展会导致残余奥氏体和未回火马氏体过剩增大，其结果是MA分率变得过多，因此扩穴率降低。
冷却停止温度优选为(Ms－300℃)以上且(Ms－40℃)以下，更优选为(Ms－260℃)以上且(Ms－200℃)以下。平均冷却速度优选为15℃/秒以上，更优选为20℃/秒以上。另外，如图1的[5]所示，可以在冷却停止温度下保持，作为优选的保持时间，能够列举1秒～600秒。即使保持时间长，特性上的影響也不大，但超过600秒的保持时间使生产率降低。
(4)至(Ms－100℃)～(Ms+125℃)的温度范围的再加热
如图1的[6]所示，从上述的冷却停止温度加热至处于(Ms－100℃)～(Ms+125℃)范围的再加热温度。通过此再加热，能够使马氏体中的碳排出，促进碳向周围的奥氏体的稠化，使奥氏体稳定化。由此，能够使最终得到的MA量增大。若再加热温度低于Ms－100℃，则碳的扩散不足而得不到足够的MA量，TS×EL降低。另一方面，若再加热温度高于Ms+125℃，则碳作为渗碳体析出，得不到足够量的MA，因此TS×EL降低。再加热温度优选为(Ms－80℃)～(Ms+115℃)，更优选为(Ms－60℃)～(Ms+110℃)。
如图1的[7]所示，到达再加热温度后，优选在此温度保持，作为优选的保持时间，可列举50秒以上且1200秒以下。保持时间的上限更优选为900秒，进一步优选为600秒。再加热温度之前的加热速度没有特别限定。还有，所谓“保持”，不是仅指等温保持，也包括在上述温度范围内的缓冷和/或加热。
另外，再加热如后述的试样No.1～15这样，也可以分成多阶段进行。例如，在再加热温度范围的保持中，为了进行熔融镀锌处理和合金化熔融镀锌处理，也可以将再加热分成3个阶段。即使分多阶段进行再加热，对于钢组织也没有一点影响。分多阶段进行再加热时，各阶段的再加热温度在(Ms－100℃)～(Ms+125℃)的温度范围内即可。另外，在各阶段加热保持时，优选使各阶段的保持时间的合计为50秒以上且1200秒以下。至各阶段的再加热温度的加热速度没有特别限定。
再加热之后，如图1的[10]所示，例如可以冷却至室温这样的200℃以下的温度。作为冷却至200℃以下的优选平均冷却速度，可列举10℃/秒。
经过以上的工序(1)～(4)，能够得到本发明的实施方式的高强度钢板。
如果是接触以上说明的本发明的实施方式的高强度钢板的制造方法的本领域技术人员，则也有通过尝试法，经由与上述制造方法不同的制造方法得到本发明的实施方式的高强度钢板的可能性。
本发明的实施方式以钢板(薄钢板)为对象，但制品形态没有特别限定，也可以在进行热轧或冷轧后，对于实施了上述的热处理的钢板，进行化成处理、熔融镀锌处理、电镀锌处理、合金化熔融镀锌处理、蒸镀等的镀覆处理，和各种涂装、涂装底层处理、有机皮膜处理等。进行电镀锌处理、熔融镀锌处理和合金化熔融镀锌处理时，优选以如下方式进行。
[电镀锌处理]
电镀锌处理，在上述的热处理后，对于冷却至室温而得到的本发明的实施方式的高强度钢板，遵循常规方法实施电镀锌即可。电镀锌，例如，一边将上述高强度钢板浸渍在50℃～60℃的锌溶液一边通电，进行电镀锌处理即可。通过实施电镀锌处理，钢板的耐腐蚀性提高。
[熔融镀锌处理]
熔融镀锌处理，例如，在上述的再加热温度范围的保持中，遵循常规方法实施熔融镀锌即可。熔融镀锌，例如，在温度调整至上述再加热温度范围的镀液中，浸渍上述再加热保持中的钢板1秒～10秒即可。通过实施熔融镀锌处理，钢板的耐腐蚀性提高。
[合金化熔融镀锌处理]
合金化熔融镀锌处理，例如，在上述的再加热温度范围的保持中，熔融镀锌处理后，遵循常规方法使钢板表面形成合金化熔融镀锌层即可。合金化，例如，在上述熔融镀锌处理后，在上述再加热温度范围保持，以便得到期望的合金化即可。合金化温度没有特别限定，但若合金化温度过低，则合金化无法充分进展，优选为450℃以上，更优选为460℃以上，进一步优选为480℃以上。另外，合金化处理的时间没有特别限定，以得到期望的合金化的方式调整即可。例如，合金化处理的时间，优选为10秒以上且60秒以下。通过实施合金化熔融镀锌处理，钢板的耐腐蚀性提高。
实施例
1.制作试样
熔炼下述表1所示的化学成分组成的钢。详细地说，用转炉一次精炼后，在钢包中实施脱硫。另外，根据需要，在钢包精炼后，由RH法实施真空脱气处理。还有，在表1所示的化学成分组成中，余量是铁和N、P、S、V以外的不可避免的杂质。另外，下述表1所示的钢的Ac3(℃)和Ms(℃)，是由上述式(1)和式(2)分别计算的值。另外，表1中，非有意添加的V的含量记述为“‘’”。如表1所示，V不是有意添加的元素(即，不可避免的杂质)，含量为0.005质量％以下。
其后，通过常规方法实施连续铸造得到板坯。然后进行热轧后，通过常规方法依次进行酸洗、冷轧，实机制作1.4mm的轧制材。其后，以镀覆模拟器，按图2和表2所述的条件进行热处理。
还有，表2中的例如，如[2]在[]内所示的编号，对应图2中[]内所示的相同编号的工艺。在表2中，试样No.1～15，如图2的[7]、[8]和[9]所示，是分3个阶段进行再加热的试样。另一方面，试样No.16和17如图1所示，是只进行了1次再加热的试样。
还有，在表2和表3中，带下划线的数值，表示脱离本发明的实施方式的范围。但是关于“－”要留意的是，即使脱离本发明的实施方式的范围，也不带下划线。
【表1】
Figure BDA0004105649180000171
【表2】
Figure BDA0004105649180000181
2.钢组织
对于各个试样，以下述方式求得MA分率、软质α相组织的分率和残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差。计算结果显示在表3中。
[MA分率]
通过SEM以3000倍以上观察经硝酸化乙醇腐蚀液腐蚀的截面的t/4部(t为板厚)，在照片中的任意位置引合计长度A为300μm以上的直线。测量此直线与MA交叉的截距长度，将这些截距长度的合计作为B时，根据B/A计算MA分率。还有，这样求得的MA分率是截距长度比，但与体积比等价。另外，在本发明的实施方式中，将不含渗碳体且经过腐蚀看起来凸起的的区域识别为MA。
[软质α相组织的分率]
软质α相组织，通过使用EBSD法生成GAM映射而求得。EBSD法，在镜面研磨的截面的t/4部(t为板厚)，以测量间距0.1μm的步长测量40μm×40μm的区域。在EBSD法的分析结果中，只提取CI值为0.1以上的区域，进行分析。根据EBSD识别为α相(即，晶体结构为BCC结构)的晶粒之中，累积GAM低于0.4的软质α相组织的面积，求得相对于总面积的比率，据此计算软质α相组织分率。还有，这样求得的软质α相组织分率是面积比，但与体积比等价。
[残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差]
残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差，通过使用EBSD法生成Phase映射而求得。与软质α相组织的分率测量同样，EBSD法在镜面研磨的截面的t/4部(t为板厚)，以测量间距0.1μm的步长测量40μm×40μm的区域。根据得到的Phase映射，求得各个奥氏体相(残余奥氏体)的面积，据此面积求得各个奥氏体相的当量圆直径。根据求得的各直径计算标准偏差，作为残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差。
3.力学特性
[拉伸特性的评价]
将得到的试样加工成平行部长度60mm的JIS5号，使用拉伸试验机，通过试验速度10mm/分的位移控制评价抗拉特性。测量YS、TS、uEL、EL，计算YR和TS×EL。各条件都实施两次拉伸试验，评价其平均值。评价结果显示在表3中。在实施例中，TS为780MPa以上，YR为0.65以上，uEL高于13％，EL为21％以上，TS×EL为20000MPa·％以上的，评价为高强度且加工性优异。
[扩穴率的评价]
扩穴率λ遵循JIS Z 2256求得。在试验片打出直径d0(d0＝10mm)的冲孔，将前端角度为60°的冲头压入此冲孔，测量发生的裂缝贯通试验片板厚的时刻下冲孔的直径d，据下述式(3)求得。计算结果显示在表3中。在实施例中，λ为20.0％以上的，评价为高强度且加工性优异。在表3中，满足全部抗拉特性和扩穴率的评价标准的试样判定为合格(〇)，不满足任意一个评价基准的试样判定为不合格(×)。
λ(％)＝{(d－d0)/d0}×100…(3)
【表3】
Figure BDA0004105649180000201
4.总结
满足本发明的实施方式的条件的实施例试样、即试样No.1～5、7、11和16，均达成780MPa以上的抗拉强度、0.65以上的屈强比、20000MPa·％以上的TS×EL、21％以上的总延伸率、高于13％的均匀延伸率和20％以上的扩穴率。
相对于此，试样No.6因为冷却停止温度比低于Ms℃的温度范围高，所以MA分率增加，其结果是，YR降低，并且得不到充分的扩穴率λ。
试样8～10、13～15、17因为用于奥氏体化的加热温度均低于(Ac3+30℃)，所以软质α相组织分率过大，得不到充分的YS，YR降低。
试样No.12在奥氏体化后，因为在低于(Ms+10℃)～(Ms+110℃)的温度范围的温度下滞留，所以粗大的残余奥氏体不足，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差减少。其结果是，得不到充分的均匀延伸率和总延伸率。
还有，试样No.9除了软质α相组织分率过大以外，残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差也小。另外，试样No.13～15虽然上述[3]的保持温度低，但残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差满足规定。关于其理由，发明人等目前认为如下。
如上述，随着贝氏体相变进行，越容易形成碳稠化区域，因此残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变大。但是，贝氏体相变过剩地进行时，碳浓度高的残余奥氏体大量形成，会成为残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小的要因。
如上述，上述[1]的加热温度低时，原始γ粒径微细化并促进贝氏体相变。这种情况下，因为容易形成碳稠化区域，所以具有残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变大的作用。试样No.13～15虽然上述[3]的保持温度低，但在此作用下，考虑残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差满足规定。
此外，如上述，若上述[1]的加热温度过低，则形成作为软质α相的一种的铁素体。这种情况下，由于向奥氏体的碳分配导致贝氏体相变延迟。换言之，使上述[1]的加热温度变化时，贝氏体相变在某一温度范围内最快。而且，贝氏体相变最快的情况，被认为是上述[1]的加热温度为860℃左右时。
在试样No.9中，因为上述[1]的加热温度为860℃，所以认为贝氏体相变得到大幅促进，并且上述[3]的保持温度也设定在贝氏体相变容易进行的温度。因此，试样No.9，(即使与试样No.14相比)贝氏体相变过剩进行，可认为残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小。
另外，试样No.9虽然残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小，但是总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)良好。关于其理由，发明人等目前考虑如下。即，如上述，含软质α相组织时延展性提高，因此，即使残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差变小，总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)也可能良好。试样No.9因为软质α相组织的分率高，所以残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差小，但可认为总延伸率(EL)和均匀延伸率(uEL)良好。
另外，试样No.9的MA分率满足规定(15.0％以下)，但λ在规定(20.0％以上)的范围外。试样No.14和试样No.17，MA分率高于规定(15.0％以下)，但λ在规定(20.0％以上)的范围内。关于其理由，发明人等目前考虑如下。
如上述，软质α相组织与MA同样，若存在则容易引起断裂，可能使λ降低。因此，软质α相分率在规定(50％以下)外的试样No.9被认为λ在规定外。另外，如上述，MA的存在使力学特性不均衡，即使MA分率不满足15.0％以下，也可能满足λ。因此，试样No.14和试样No.17，虽然MA分率高于规定(15.0％以下)，但认为λ在规定(20.0％以上)的范围内。
本申请伴随以申请日为2020年9月7日的日本国专利申请、特愿第2020－150167号为基础申请的优先权主张。特愿第2020－150167号作为参照编入本说明书。

Claims (15)

1.一种高强度钢板，其含有：
C：高于0.15质量％并在0.35质量％以下、
Si：高于0质量％并在3.0质量％以下、
Mn：1.0质量％以上并在4.0质量％以下、
Al：高于0质量％并在3.0质量％以下、
N：高于0质量％并在0.01质量％以下、
P：高于0质量％并在0.05质量％以下、
S：高于0质量％并在0.01质量％以下、和
Si与Al的合计：0.5质量％以上并在3.0质量％以下，
余量包含Fe和不可避免的杂质，
钢组织为，以在全部钢组织中所占的面积率计，
MA分率高于0％并在15.0％以下，
软质α相组织的分率为0％以上并在50％以下，
残余奥氏体的当量圆直径的标准偏差大于0.155μm。
2.根据权利要求1所述的高强度钢板，其中，还含有从如下所构成的群中选择的1种以上：
Cu：高于0质量％并在0.50质量％以下、
Ni：高于0质量％并在0.50质量％以下、
Cr：高于0质量％并在0.50质量％以下、
Mo：高于0质量％并在0.50质量％以下、
B：高于0质量％并在0.01质量％以下、
V：高于0.005质量％并在0.05质量％以下、
Nb：高于0质量％并在0.05质量％以下、
Ti：高于0质量％并在0.05质量％以下、
Ca：高于0质量％并在0.05质量％以下、和
REM：高于0质量％并在0.01质量％以下。
3.一种电镀锌钢板，其在权利要求1或权利要求2所述的高强度钢板的表面，具有电镀锌层。
4.一种熔融镀锌钢板，其在权利要求1或权利要求2所述的高强度钢板的表面，具有熔融镀锌层。
5.一种合金化熔融镀锌钢板，其在权利要求1或权利要求2所述的高强度钢板的表面，具有合金化熔融镀锌层。
6.一种高强度钢板的制造方法，其中，包括如下工序：
准备具有权利要求1中记载的成分组成的轧制材的工序；
将所述轧制材加热至(Ac3+30℃)以上的温度进行奥氏体化的工序；
所述奥氏体化后，在(Ms+250℃)至(Ms+110℃)之间，以15℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在(Ms+110℃)至(Ms+10℃)的温度范围内，以0℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上并低于300秒的工序；
所述滞留之后，从(Ms+10℃)以上的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度，冷却至低于Ms℃的冷却停止温度的工序；
从所述冷却停止温度，加热至处于(Ms－100℃)～(Ms+125℃)范围的再加热温度的工序，
在此，所述Ac3和所述Ms由下式计算，
Ac3＝910－203×[C]1/2－15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]
+31.5×[Mo]+13.1×[W]－30×[Mn]－11×[Cr]－20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]
Ms＝561－474×[C]―33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo]
其中，[]表示各元素的以质量％计的含量，不包含的元素的含量为0，所述Ac3、Ms的单位为℃。
7.根据权利要求6所述的高强度钢板的制造方法，其中，加热至所述再加热温度后，以所述再加热温度保持50秒以上且1200秒以下。
8.一种电镀锌钢板的制造方法，其中，在通过权利要求6或权利要求7所述的方法得到的高强度钢板的表面实施电镀锌。
9.一种熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在权利要求6或权利要求7中记载的所述再加热温度下的加热时，对钢板的表面实施熔融镀锌。
10.一种合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在权利要求9中记载的所述熔融镀锌之后，实施用于合金化的热处理。
11.一种高强度钢板的制造方法，其中，包括如下工序：
准备具有权利要求2中记载的成分组成的轧制材的工序；
将所述轧制材加热至(Ac3+30℃)以上的温度进行奥氏体化的工序；
所述奥氏体化后，在(Ms+250℃)至(Ms+110℃)之间，以15℃/秒以上且低于200℃/秒的平均冷却速度进行冷却，在(Ms+110℃)至(Ms+10℃)的温度范围内，以0℃/秒以上且10℃/秒以下的冷却速度滞留10秒以上且低于300秒的工序；
所述滞留之后，从(Ms+10℃)以上的温度，以10℃/秒以上的平均冷却速度冷却至低于Ms℃的冷却停止温度的工序；
从所述冷却停止温度，加热至处于(Ms－100℃)～(Ms+125℃)范围的再加热温度的工序，
在此，所述Ac3和所述Ms由下式计算，
Ac3＝910－203×[C]1/2－15.2×[Ni]+44.7×[Si]+104×[V]
+31.5×[Mo]+13.1×[W]－30×[Mn]－11×[Cr]－20×[Cu]+700×[P]+400×[Al]+120×[As]+400×[Ti]
Ms＝561－474×[C]―33×[Mn]－17×[Ni]－17×[Cr]－21×[Mo]
其中，[]表示各元素的以质量％计的含量，不包含的元素的含量为0，所述Ac3、Ms的单位为℃。
12.根据权利要求11所述的高强度钢板的制造方法，其中，加热至所述再加热温度后，以所述再加热温度保持50秒以上且1200秒以下。
13.一种电镀锌钢板的制造方法，其中，在通过权利要求11或权利要求12所述的方法得到的高强度钢板的表面实施电镀锌。
14.一种熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在加热至权利要求11或权利要求12中记载的所述再加热温度中的加热时，在钢板的表面实施熔融镀锌。
15.一种合金化熔融镀锌钢板的制造方法，其中，在权利要求14中记载的所述熔融镀锌之后，实施用于合金化的热处理。
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